專利名稱：常溫韌性優(yōu)異的鐵素體系耐熱鑄鋼和由其構(gòu)成的排氣系統(tǒng)零件的制作方法
技術(shù)領(lǐng)域：
本發(fā)明涉及汽車用汽油機(jī)和柴油機(jī)的排氣系統(tǒng)零件，特別是涉及適于排氣集管等的常溫韌性優(yōu)異的鐵素體系耐熱鑄鋼，和由其構(gòu)成的排氣系統(tǒng)零件。
背景技術(shù)：
為了防止地球變暖，強(qiáng)烈要求削減從汽車排出的CO2氣體的排放量。為了削減CO2氣體的排放量，主要需要提高汽車的燃油效率性能(低耗油化)。作為用于低耗油化的對應(yīng)技術(shù)，可列舉采用燃料直噴方式、增大壓縮比，通過增壓化進(jìn)行發(fā)動機(jī)的輕量小型化(縮小化)、增壓器的推進(jìn)壓力上升等。隨著這些技術(shù)的導(dǎo)入，發(fā)動機(jī)的燃料的燃燒處于更高溫和更高壓的傾向，其結(jié)果是，能夠使從發(fā)動機(jī)的燃燒室排放到排氣集管和催化劑室等的排氣系統(tǒng)零件的尾氣的溫度上升至接近1000°c。曝露在如此高溫的尾氣下的排氣系統(tǒng)零件就要 求有優(yōu)異的耐熱特性(耐氧化性、耐熱龜裂性、耐熱變形性)。在排氣系統(tǒng)零件之中，耐氧化性和耐熱龜裂性對于排氣集管等來說也很重要。歷來，在使用條件高溫、嚴(yán)酷的排氣集管等的排氣系統(tǒng)零件中，使用高Si球狀石墨鑄鐵、尼列西斯特耐蝕高鎳鑄鐵(Ni-Cr系奧氏體鑄鐵)等的耐熱鑄鐵、鐵素體系耐熱鑄鋼、奧氏體系耐熱鑄鋼等。鐵素體系的4% Si-O. 5% Mo的球狀石墨鑄鐵，直至800°C附近都顯示出比較良好的耐熱特性，但在超過這一溫度的溫度下則耐久性差。大量含有Ni、Cr、Co等的稀有金屬的尼列西斯特耐蝕高鎳鑄鐵等的耐熱鑄鐵和奧氏體系耐熱鑄鋼，同時滿足800°C以上的耐氧化性和耐熱龜裂性。但是，尼列西斯特耐蝕高鎳鑄鐵因?yàn)镹i含量多，所以不僅高價，而且因?yàn)槭菉W氏體系基體組織，所以線膨脹系數(shù)大，且顯微組織中存在構(gòu)成破壞的起點(diǎn)的石墨，因此耐熱龜裂性差。另外奧氏體系耐熱鑄鋼雖然沒有構(gòu)成破壞的起點(diǎn)的石墨，但線膨脹系數(shù)大，因此900°C附近的耐熱龜裂性不充分。而且，因?yàn)榇罅亢邢∮薪饘俣邇r，容易受到世界經(jīng)濟(jì)形勢的影響，對于原料的穩(wěn)定供給存在擔(dān)心。排氣系統(tǒng)零件用耐熱鑄鋼，不僅從經(jīng)濟(jì)性和原料的穩(wěn)定供給，而且從資源的有效利用的觀點(diǎn)出發(fā)，都希望極力抑制稀有金屬的含量并確保需要的耐熱特性。同此，能夠?qū)τ诘玫搅畠r、高性能的排氣系統(tǒng)零件，能夠?qū)⒌陀秃幕募夹g(shù)也適用于廉價的低端車，有助于削減CO2氣體的排放量。為了極力抑制稀有金屬的含量，使合金的基體組織成為鐵素體比使之成為奧氏體的一方有利。而且，因?yàn)殍F素體系耐熱鑄鋼比奧氏體系耐熱鑄鋼的線膨脹系數(shù)小，所以隨著發(fā)動機(jī)的起動和起飛而發(fā)生的熱應(yīng)力小，耐熱龜裂性優(yōu)異。鐵素體系耐熱鑄鋼，為了耐氧化性而大量含有Cr，因此常溫下的韌性不足。在排氣系統(tǒng)零件中，生產(chǎn)過程和對發(fā)動機(jī)的組裝過程等增加機(jī)械的振動和沖擊。因此，用于排氣系統(tǒng)零件的鐵素體系耐熱鑄鋼需要具備充分的常溫韌性，即使在機(jī)械的振動和沖擊下也不會發(fā)生龜裂和裂紋。特開2007-254885號公開有一種薄壁鑄件，其以Fe為主成分，由含有O. 10 O. 50質(zhì)量％的C、L 00 4. 00質(zhì)量％的Si、0. 10 3. 00質(zhì)量％的]^、8· O 30. O質(zhì)量％的Cr和O. I 5. O質(zhì)量％的Nb和/或V的鐵素體系不銹鋼鑄鋼構(gòu)成，具有厚I 5_的薄壁部，并且薄壁部的組織中的鐵素體相的平均晶粒直徑為50 400 μ m,因此高溫強(qiáng)度提高。該薄壁鑄件的5mm以下的薄壁部因?yàn)樵阼T造后急冷，所以鐵素體相的平均晶粒直徑變小，高溫下的屈服強(qiáng)度、抗拉強(qiáng)度和斷裂延伸率高。但是，在排氣系統(tǒng)零件中，氣缸蓋連接法蘭、隔熱板安裝凸耳、螺栓連接部位等壁厚在5_以上、冷卻速度慢的部位多。另外，即使壁厚在5_以下，在用于防止縮孔的補(bǔ)縮冒口鄰域的部位，和砂模內(nèi)由鄰接的模穴形成而容易過熱的部位，冷卻速度也慢。在這樣冷卻速度慢的部位，平均晶粒直徑大，常溫韌性低。但是，在特開2007-254885號中未公開抑制韌性降低的手段。另外在特開2007-254885號的鐵素體系耐熱鑄鋼中，通過含有大量的Si來降低熔點(diǎn)，雖然改善他熔湯的流動性，并且改善了高溫強(qiáng)度、耐氧化性、耐滲碳性和被削性，但因?yàn)榇罅亢蠸i達(dá)I. 00 4. 00質(zhì)量％ (實(shí)施例中大約2%以上)，所以鐵素體基體組織中有Si固溶，常溫韌性降低。為了得到高常溫韌性，除了薄壁部以外，還需要減小平均晶粒直徑，并且為了防止脆化防止，還需要將合金元素向基體組織的固溶量抑制在最小限度，但特開2007-254885號沒有解決這幾點(diǎn)。
特開平7-197209號公開有一種鐵素體系耐熱鑄鋼，其具有如下組成以重量比率計，由 O. 15 I. 20% 的 C、0. 05 O. 45% 的 C_Nb/8、2% 以下的 Si、2% 以下的 Mn、16. O 25.0%的0、1.0 5.0%的1和/或舭、0· 40 6. 0% 的 Nb、0. I 2. O % 的 Ni、0. 01
O.15%的N、以及余量Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，除了通常的α相(α鐵素體相)以外，還具有從Y相(奧氏體相)相變成α +碳化物的相(α ’相)，通過使α ’相的面積率{> ’/(α+α ’)}為20 70%，使鑄造性得到改善。因?yàn)樵撹F素體系耐熱鑄鋼含有NbC形成需要量以上的C(奧氏體化元素)，所以固溶在基體組織中的C在凝固時生成Y相，在冷卻過程中Y相相變成α ’相，因此延展性和耐氧化性提高。因此，該鐵素體系耐熱鑄鋼適用于在9000C以上使用的排氣系統(tǒng)零件。但是，鑄態(tài)下從Y相向α ’相的相變未充分進(jìn)行，而是從Y相相變成馬氏體相。因?yàn)轳R氏體相為高硬度，所以使常溫下的韌性和被削性顯著惡化。為了確保韌性和被削性，需要進(jìn)行升溫而使馬氏體相消失，使α’相析出的熱處理。熱處理一般使制造成本上升，因此會損害到稀有金屬的含量少這樣的鐵素體系耐熱鑄鋼在經(jīng)濟(jì)上的優(yōu)點(diǎn)。特開平11-61343號公開有一種鐵素體系耐熱鑄鋼，其具有如下組成以重量比率計，由 O. 05 I. 00% 的 C、2% 以下的 51、2%以下的]^、16· O 25. 0% 的 Cr、4. O 20. 0%的Nb、1.0 5.0%的W和/或Μο、0· I 2. 0%的Ni、0. 01 O. 15%的N、以及余量Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，除了通常的α相以外，還具有Laves相(Fe2M)，由此高溫強(qiáng)度、特別是蠕變斷裂強(qiáng)度優(yōu)異。該鐵素體系耐熱鑄鋼通過Nb、W、Mo、Ni和N的組合而具有Laves相，因此使高溫強(qiáng)度、特別是蠕變斷裂強(qiáng)度提高、但因?yàn)榇罅亢泻辖鹪?，所以常溫韌性未必充分。

發(fā)明內(nèi)容
因此本發(fā)明的目的在于，提供一種既能夠確保900°C附近的耐氧化性和耐熱龜裂性，常溫韌性又優(yōu)異的鐵素體系耐熱鑄鋼，以及由該鐵素體系耐熱鑄鋼構(gòu)成的排氣集管等的排氣系統(tǒng)零件。
鑒于上述目的，關(guān)于以含有大約15 20質(zhì)量％的Cr的鐵素體系耐熱鑄鋼為基礎(chǔ)，不會使耐熱特性劣化，并在鑄態(tài)下使常溫韌性提高進(jìn)行銳意研究，其結(jié)果可知如下。(I)由排氣系統(tǒng)零件的這樣的薄壁制造復(fù)雜形狀的鑄件時，對于鑄造材料要求有良好的流動性。在流動性的提高中，一般有效的是增加C含量，使凝固開始溫度降低，但僅僅是增加C，由于Cr碳化物的析出量的增加和相變成馬氏體的Y相的結(jié)晶導(dǎo)致韌性惡化。為了一邊抑制韌性的降低一邊使流動性提高，可知需要使Nb與C 一起增加。一般來說，由體心立方晶(BCC)構(gòu)造構(gòu)成的δ相，若以強(qiáng)度提高等為目的而使合金元素固溶在基體組織中，或者形成結(jié)晶物或析出物，則韌性降低，因此若在鐵素體系耐熱鑄鋼中使C和Nb —起大量含有，則可以預(yù)想到韌性降低，但與預(yù)想相反的是韌性大幅提高。韌性提高的理由被推測是由于，若C和Nb增加，則δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相增加，另一方面，初晶的S相減少，因此在初晶δ相的生長之前，共晶(δ+NbC)相就開始結(jié)晶出來，両者相互抑制生長，其結(jié)果是，初晶δ相和共晶(δ+NbC)相這兩方的晶粒微細(xì)化。為了使初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒微細(xì)化，需要將兩者的結(jié)晶量控制到最佳。
(2)除了初晶δ相和共晶(δ +NbC)相的晶粒的微細(xì)化以外，還可知為了阻止對韌性有害的Y相的結(jié)晶以及抑制Nb向δ相的固溶，C和Nb的含量的平衡很重要。若將Nb與C的含量的比(Nb/C)限制在預(yù)期的范圍，則Nb和C幾乎不會在基體組織的鐵素體中固溶，另外也不會生成剩余的C，而是作為Nb碳化物(NbC)結(jié)晶出來。其結(jié)果是，Y相不會結(jié)晶，Nb向δ相的固溶得到最小化，韌性的劣化受到抑制。因此，若將C、Si、Nb等的含量控制在預(yù)期的范圍，使初晶δ相(δ鐵素體相)和δ相與Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相以最佳的比例共存，則能夠得到既確保900°C附近的耐氧化性和耐熱龜裂性，又具有優(yōu)異的常溫韌性的鐵素體系耐熱鑄鋼。S卩，本發(fā)明的常溫韌性優(yōu)異的鐵素體系耐熱鑄鋼，其特征在于，具有如下組成以質(zhì)量比計含有O. 32 O. 48% 的 C、O. 85% 以下的 Si、2% 以下的 Mn、I. 5% 以下的 Ni、16 19. 8%的 Cr、3. 2 5%的 Nb、9 11. 5 的 Nb/C、O. 15% 以下的 N、O. 002 O. 2 %的S以及合計為O. 8%以下的W和/或Mo，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，其具有如下組織δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ +NbC)相的面積率為60 90%。本發(fā)明的排氣系統(tǒng)零件，其特征在于，由上述鐵素體系耐熱鑄鋼構(gòu)成。作為該排氣系統(tǒng)零件，可列舉排氣集管、渦輪機(jī)殼體、渦輪機(jī)殼體一體排氣集管、催化劑室、催化劑室一體排氣集管、或排氣口，特別是優(yōu)選排氣集管、催化劑室、催化劑室一體排氣集管、排氣口。本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼，即使不進(jìn)行熱處理，仍既可確保900°C附近的耐氧化性和耐熱龜裂性，又具有優(yōu)異的常溫韌性，因此高性能且廉價。而且，因?yàn)橐种葡∮薪饘俚暮?，所以不僅抑制了原料成本，而且有助于資源的有效利用和穩(wěn)定供給。具有這樣的特征的本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼所構(gòu)成的排氣系統(tǒng)零件能夠廉價地制造，因此使低油耗化技術(shù)的適用范圍擴(kuò)大，有助于汽車等的CO2氣體的排放量的削減。


圖I是表示實(shí)施例8的鐵素體系耐熱鑄鋼的顯微組織的光學(xué)顯微鏡照片(100倍)。圖2是表示切割下試驗(yàn)片的I英寸楔型試塊(Y 7' α )的鑄錠A的概略圖。圖3是表示切割下試驗(yàn)片的階梯狀楔型試塊的鑄錠B的概略圖。圖4是表示Nb含量與常溫沖擊值的關(guān)系的曲線圖。圖5表示Nb含量與共晶(δ +NbC)相的面積率的關(guān)系的曲線圖。
具體實(shí)施例方式[I]鐵素體系耐熱鑄鋼以下詳細(xì)說明本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼的組成及組織。還有，表示各元素的含量的“ ％ ”除非特別限定，否則為“質(zhì)量％ ”。⑷組成(I)C(碳)0· 32 O. 48%C具有的作用是，使凝固開始溫度下降，使熔湯的流動性，即流動性(鑄造性)良好。另外C與Nb結(jié)合而形成δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ +NbC)相，具有提高高溫強(qiáng)度的作用。為了有效地發(fā)揮這樣的作用，C含量需要在0.32%以上。但是，若C含量超過O. 48%，則共晶(δ+NbC)相變得過多，鐵素體系耐熱鑄鋼脆化，常溫韌性降低。因此，C含量為O. 32 O. 48 %。C含量優(yōu)選為O. 32 O. 45 %，更優(yōu)選為O. 32 O. 44 %，最優(yōu)選為O. 32 O. 42%。(2) Si(硅)0.85% 以下Si除了作為熔湯的脫酸劑發(fā)揮作用以外，還具有改善耐氧化性的作用。但是，若Si超過O. 85%，則在基體組織的鐵素體中固溶，使基體組織顯著脆化。因此，Si的含量為O. 85%以下(不含0%)。Si含量優(yōu)選為O. 2 O. 85%，更優(yōu)選為O. 3 O. 85%，最優(yōu)選為
0.35 O. 85%。(3)Mn (錳):2% 以下Mn與Si同樣，作為熔湯的脫氧劑有效，但是若超過2%，則使鐵素體系耐熱鑄鋼的耐氧化性劣化。因此，Mn含量為2%以下(不含O % )。Mn含量優(yōu)選為O. I 2%，更優(yōu)選為O. I I. 5%，最優(yōu)選為O. 2 I. 2%。(4)Ni(鎳)1· 5% 以下Ni為奧氏體穩(wěn)定化元素，形成Y相，在奧氏體冷卻至常溫期間相變成馬氏體，馬氏體使常溫韌性惡化。因此，優(yōu)選Ni含量極少，但Ni通常在原料廢料中被含有，所以會不可避免地混入鐵素體系耐熱鑄鋼中。能夠防止對常溫韌性產(chǎn)生不良影響的Ni含量的臨界為
1.5%以下，因此Ni含量為O I. 5%。Ni含量優(yōu)選為O I. 25%，更優(yōu)選為O I. 0%，最優(yōu)選為O 0.9%。
(5) Cr (鉻):16 19. 8 %Cr改善耐氧化性，是使鐵素體組織穩(wěn)定的元素。為了確保900°C附近的耐氧化性，Cr至少需要為16%。另一方面，在鐵素體基體中若Cr超過19.8%，則容易發(fā)生西格馬脆性，韌性降低，被削性也惡化。因此，Cr含量為16 19.8%。Cr含量優(yōu)選為17 19.8%，更優(yōu)選為17 19. 5%，最優(yōu)選為17. 5 19. 0%。(6)恥(鈮)3.2 5%Nb與C結(jié)合而形成共晶(δ +NbC)相，使高溫強(qiáng)度提高，并且使凝固開始溫度降低。由于凝固開始溫度的降低，在排氣系統(tǒng)零件這樣的薄壁下，對于復(fù)雜形狀的鑄件的制造來說重要的流動性提高。另外Nb在凝固時作為結(jié)晶碳化物(NbC)將C固定，因此作為強(qiáng)力的 奧氏體穩(wěn)定化元素的C在基體組織的鐵素體中固溶，防止Y相結(jié)晶出來，因此防止韌性的降低。另外Nb通過初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒的微細(xì)化，使常溫韌性顯著提高。為了發(fā)揮Nb的上述效果，Nb含量需要在3. 2%以上。但是，若Nb超過5%，則共晶(δ +NbC)相的結(jié)晶量過剩，鐵素體系耐熱鑄鋼脆化。因此，Nb含量為3.2 5%。還有，在本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼中，Nb帶來的高溫強(qiáng)度、流動性及韌性的提高效果大約在其為4%時能夠大致達(dá)成，另外Nb是高價的稀有金屬，所以Nb含量優(yōu)選為3. 2 4. 0%。Nb含量更優(yōu)選為3. 2 3. 9%，最優(yōu)選為3. 3 3. 9%。(7) Nb/C :9 11. 5為了既確保900°C附近的耐氧化性和耐熱龜裂性，又得到優(yōu)異的常溫韌性，Nb與C的含量比(Nb/C)的限制最為重要。Nb與C形成碳化物，但若C過剩(若Nb/C比小)，則未形成Nb碳化物的剩余的C在基體組織中固溶，δ相不穩(wěn)定，Y相結(jié)晶出來。結(jié)晶的Y相相變成使常溫韌性降低的馬氏體直至達(dá)到常溫。另外若Nb/C比小，則初晶δ相的生長被促進(jìn)，因此初晶δ相的晶粒的微細(xì)化不充分，韌性無法提高。為了一邊抑制Y相的結(jié)晶一邊使初晶S相和共晶(δ +NbC)相的晶粒微細(xì)化，Nb/C比需要在9以上。另一方面，若Nb過剩(若Nb/C比大)，則Nb在δ相固溶，帶給δ相晶格應(yīng)變，使S相的常溫韌性降低。另外若Nb/C比大，則共晶(δ+NbC)相的生長被促進(jìn)，因此共晶(δ +NbC)相的晶粒的微細(xì)化不充分，韌性無法提高。為了一邊抑制Nb對δ相的固溶，一邊使初晶S相和共晶(δ+NbC)相的晶粒微細(xì)化，Nb/C比需要在11.5以下。根據(jù)以上，Nb/C比為9 11. 5。Nb/C比優(yōu)選為9 11. 3，更優(yōu)選為9. 3 11，最優(yōu)選為9. 5 10. 5。(8)叭氮)0.15%以下N是強(qiáng)力的奧氏體穩(wěn)定化元素，形成Y相。Y相在冷卻至常溫期間馬氏體化，使常溫韌性惡化。因此，優(yōu)選N含量極少的方法，但N不可避免地混入原料廢料中。對常溫韌性不產(chǎn)生不良影響的N的臨界是O. 15%以下，因此N含量為O O. 15%。N含量優(yōu)選為O O. 13%，更優(yōu)選為O O. 11%，最優(yōu)選為O O. 10%。(9)S(硫)0· 002 O. 2%S在鑄鋼中生成球狀或塊狀的硫化物，在硫化物的潤滑作用下使被削性提高。為了得到這一效果，S需要在O. 002 %以上。但是，若S超過0.2%，則鐵素體系耐熱鑄鋼的常溫韌性降低。因此，S含量為O. 002 O. 2%。S含量優(yōu)選為O. 005 O. 2%，更優(yōu)選為O. 008
O.2%，最優(yōu)選為O. 01 O. 2%。(IO)W(鎢)和/或Mo (鑰):合計O. 8%以下
W和Mo在基體組織的δ相中固溶，帶給鐵素體基體晶格應(yīng)變，使常溫韌性惡化，因此優(yōu)選極少的方法。但是，W和Mo通常含有在原料廢料中。W和Mo —起被含有時，若它們的合計(W+Mo)含量超過O. 8%，則粗大的碳化物生成，常溫韌性降低。因此，W和/或Mo的含量合計為O O. 8 %。W和/或Mo的含量合計優(yōu)選為O O. 6 %，更優(yōu)選為O O. 5 %，最優(yōu)選為O 0.3%。(B)共晶(δ +NbC)相的面積率60 ~ 90%在本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼中，控制δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的結(jié)晶量，在確保優(yōu)異的常溫韌性上重要。本發(fā)明的鐵素體系耐熱鑄鋼在鑄造時的凝固中，δ相率先作為初晶凝固后比較短的時間后，比較大量的共晶(δ+NbC)相凝固。借助凝固的共晶(δ+NbC)相，初晶δ相的生長受到抑制，另外共晶(δ+NbC)相的生長也被凝固的初晶δ相抑制。如此初晶δ相和共晶(δ+NbC)相相互抑制生長，因此初晶δ相和共晶(δ+NbC)相的晶粒均微細(xì)化，推測韌性顯著提高。為了得到這一效果，以組織整體的面積作為100%，共晶(δ +NbC)相的面積率需要為60 90%。共晶(δ +NbC)相的面積率低于60%時，初晶δ相的晶粒粗大，得不到常溫韌性的大幅提高效果。若共晶(δ+NbC)相的 面積率超過90%，則共晶(δ+NbC)相過剩，其晶粒粗大并且脆化，鐵素體系耐熱鑄鋼的韌性降低。為了將共晶(S +NbC)相的面積率控制在60 90%，需要將C和Nb的含量及Nb/C比限制在上述范圍。共晶(δ +NbC)相的面積率優(yōu)選為60 87%，更優(yōu)選為60 85%，最優(yōu)選為60 80%。[2]排氣系統(tǒng)零件由上述鐵素體系耐熱鑄鋼構(gòu)成的本發(fā)明的排氣系統(tǒng)零件優(yōu)選的例子，有排氣集管、渦輪機(jī)殼體、將渦輪機(jī)殼體和排氣集管一體鑄造的渦輪機(jī)殼體一體排氣集管、催化劑室、將催化劑室和排氣集管一體鑄造的催化劑室一體排氣集管、以及排氣口，但并不限定于此，例如也包含與板金制或管制的構(gòu)件進(jìn)行焊接而使用的鑄件構(gòu)件。本發(fā)明的排氣系統(tǒng)零件被曝露在1000°C以上和高溫的尾氣中，表面溫度達(dá)到900°C附近，但維持著高耐氧化性及耐熱龜裂性，發(fā)揮出優(yōu)異的耐熱性和耐久性。因此，特別適合于要求有耐氧化性和耐熱龜裂性的排氣集管、催化劑室、催化劑室一體排氣集管及排氣口。此外因?yàn)榫哂袃?yōu)異的常溫韌性，所以在排氣系統(tǒng)零件的生產(chǎn)過程、組裝到發(fā)動機(jī)的過程等之中即使受到機(jī)械的振動和沖擊等，也不會產(chǎn)生龜裂和裂紋。而且，因?yàn)橐种葡∮薪饘俚暮?，所以廉價。即本發(fā)明的排氣系統(tǒng)零件，既具有高耐熱性和耐久性，又廉價，因此也可以使用于能夠擴(kuò)大低油耗化技術(shù)的低端車，對于CO2氣體的排放量的削減重大貢獻(xiàn)受到期待。通過以下的實(shí)施例更詳細(xì)地說明本發(fā)明，但本發(fā)明不受其限定。特別是除非告知，否則各元素的含量均以質(zhì)量％表示。實(shí)施例I 20和比較例I 21實(shí)施例I 20和比較例I 21的鑄鋼的化學(xué)組成顯示在表I中。實(shí)施例I 20是本發(fā)明的組成范圍內(nèi)的鐵素體系耐熱鑄鋼，比較例I 18是本發(fā)明的組成范圍外的鑄鋼。在比較例I和2中，C和Nb的含量過少，比較例3和4的鑄鋼C和Nb的含量過多，比較例5的鑄鋼Cr含量過少，比較例6和7的鑄鋼Cr含量過多，比較例8的鑄鋼C含量過少，比較例9的鑄鋼C含量過多，比較例10的鑄鋼Nb含量過少，比較例11的鑄鋼Nb含量過多，比較例12的鑄鋼Nb/C比過大，比較例13和14的鑄鋼iiNb/C比過小，比較例15和16的鑄鋼Si含量過多，比較例17的鑄鋼W含量過多，比較例18的鑄鋼Mo含量過多。比較例19的鑄鋼是特開2007-254885號所述的鐵素體系不銹鋼鑄鋼的一例，比較例20的鑄鋼是特開平7-197209號所述的鐵素體系耐熱鑄鋼的一例，比較例21的鑄鋼是特開平11-61343號所述的鐵素體系耐熱鑄鋼的一例。表I
權(quán)利要求
1.一種常溫韌性優(yōu)異的鐵素體系耐熱鑄鋼，其特征在于，具有如下組成以質(zhì)量比計含有O. 32 O. 48%的C、0. 85%以下的Si、2%以下的Mn、L 5%以下的Ni、16 19. 8%的Cr、3. 2 5%的Nb、9 11.5的Nb/C、0. 15%以下的Ν、0· 002 O. 2%的S以及合計為.O. 8%以下的W和/或Mo，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成， 并且，具有5相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的面積率為60 90%的組織。
2.一種排氣系統(tǒng)零件，其由權(quán)利要求I所述的常溫韌性優(yōu)異的鐵素體系耐熱鑄鋼構(gòu)成。
全文摘要
一種常溫韌性優(yōu)異的鐵素體系耐熱鑄鋼以及由其構(gòu)成的排氣系統(tǒng)零件，該鐵素體系耐熱鑄鋼具有如下組成以質(zhì)量比計，含有0.32～0.48％的C、0.85％以下的Si、2％以下的Mn、1.5％以下的Ni、16～19.8％的Cr、3.2～5％的Nb、9～11.5的Nb/C、0.15％以下的N、0.002～0.2％的S及合計0.8％以下的W和/或Mo，余量由Fe和不可避免的雜質(zhì)構(gòu)成，具有δ相和Nb碳化物(NbC)的共晶(δ+NbC)相的面積率為60～90％的組織。
文檔編號F01N13/10GK102822370SQ20118001627
公開日2012年12月12日 申請日期2011年3月31日 優(yōu)先權(quán)日2010年3月31日
發(fā)明者川畑將秀 申請人:日立金屬株式會社